(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．５％、Ｓｉ：１〜３％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：２５〜３５％、Ｎｉ：５０〜７０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．１％およびＣｕ：１．５〜３．５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とする溶接材料。
【請求項２】
Ｆｅの含有量が、質量％で、１０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶接材料。
【請求項３】
質量％で、更に、下記の（ａ）〜（ｃ）に掲げる元素から選択される１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１および２に記載の溶接材料。
（ａ）Ｍｏ：３％以下
（ｂ）Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０２％以下およびＭｇ：０．０２％以下
（ｃ）ＲＥＭ：０．０５％以下
【請求項４】
ウィービング速度が１００回／分以下で、かつ溶接材料の送給速度が４００ｍｍ／分以上の条件で行うＧＴＡＷまたはＧＭＡＷによる多層溶接に用いられることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の溶接材料。
【請求項５】
質量％で、Ｓｉ：１〜３％、Ｃｒ：２５〜３５％、Ｎｉ：５０〜７０％およびＣｕ：１．５〜３．５％を含有する母材と、請求項１から請求項３までのいずれかに記載の化学組成を有する溶接材料を用いてなる溶接金属とからなることを特徴とする溶接継手。
【請求項６】
質量％で、Ｓｉ：１〜３％、Ｃｒ：２５〜３５％、Ｎｉ：５０〜７０％およびＣｕ：１．５〜３．５％を含有する母材を、請求項１から３のいずれかに記載の化学組成を有する溶接材料を用いて、ＧＴＡＷまたはＧＭＡＷによる多層溶接して溶接継手を製造する方法であって、
ウィービング速度が１００回／分以下で、かつ溶接材料の送給速度が４００ｍｍ／分以上の条件で溶接することを特徴する溶接継手の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接材料ならびに溶接継手およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば、石油精製、石油化学プラントなどにおける熱交換型炭化水素改質装置、廃熱回収装置などにおいては、高温雰囲気に曝される容器、反応管、部品などの部材が使用される。これらの部材には、溶接性および耐メタルダスティング性に優れた溶接継手が用いられる。
【０００３】
水素、メタノールなどのクリーンエネルギの燃料ガスは、今後、大幅な需要増加が予想される。このため、従来の石油精製、石油化学プラントなどにおける改質装置には、大型化とともに、熱効率が高く量産に適した装置であることが求められる。改質装置の外、石油などを原料とするアンモニア製造装置、水素製造装置などにおいても、エネルギー効率を更に高めるために、熱交換器を用いた廃熱の有効活用が行われている。
【０００４】
通常、反応管、熱交換器を構成する金属材料は、反応ガス（例えば、Ｈ２ガス、ＣＯガス、ＣＯ２ガス、Ｈ２Ｏガス、メタンその他の炭化水素を含むガス）と１０００℃前後もしくはそれ以上の高温で接している。この温度域において金属材料の表面では、Ｆｅ、Ｎｉなどよりも酸化傾向の大きいＣｒ、Ｓｉなどの元素が選択的に酸化される。その結果、酸化Ｃｒ、酸化Ｓｉなどの緻密な酸化皮膜が形成して、腐食が抑制される。
【０００５】
しかし、廃熱利用のための熱交換器では、従来よりも低い４００〜７００℃の温度域における熱交換が行われる。このような低温域では、元素の金属材料中から表面への拡散が不十分となって、腐食抑制効果のある酸化皮膜の形成が遅れる。その結果、反応ガスからＣ原子が金属材料表面に吸着され、金属材料中にＣが侵入し、浸炭が生じる。
【０００６】
このような環境下で浸炭が進み、Ｃｒ、Ｆｅなどの炭化物を含む浸炭層が形成されるとその部分の体積が膨張し、その結果、微細な割れが生じやすくなる。更に、Ｃが金属材料中に侵入して炭化物の形成が飽和すると、炭化物が分解して分解された金属粉末が金属材料表面から剥離し、メタルダスティングといわれる腐食消耗が進行する。又、剥離した金属粉末が触媒となり、金属材料表面での炭素析出が促進される。このような損耗または炭素析出による管内閉塞が拡大すると、装置故障等による操業中断に到る恐れがあるので、装置部材としての材料選定に十分な配慮が必要である。
【０００７】
特許文献１および特許文献２では、ＳｉおよびＣｕを添加することにより、優れた耐メタルダスティング性を発現した金属材料に関する発明が開示されている。しかし、これらの文献では、金属材料を溶接して構造物として組み上げるために必要な溶接材料について開示されていない。特に、Ｓｉは溶接時における凝固割れ感受性を著しく増大させる元素である。このため、この金属材料の溶接に用いる溶接材料は、耐メタルダスティング性を満足しつつ凝固割れを防止できる性能を持たなければならない。
【０００８】
特許文献３には、Ｔｉを適正添加することによりＳｉの悪影響を無害化した溶接材料およびそれを用いた溶接継手に関する発明が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００３−０７３７６３号公報
【特許文献２】特開２００４−１９７１５０号公報
【特許文献３】特開２００６−４５５９７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
特許文献３に開示された溶接材料は、Ｔｉを添加することで優れた耐凝固割れ性を得るものであるが、本発明者らの研究により、その溶接材料を用いて多層溶接した際、特に母材の流入量が多い初層溶接部において、再熱割れが生じやすくなる場合があることが明らかとなった。
【００１１】
本発明は、このような問題を解決するためになされたものであり、溶接時に優れた耐凝固割れ性および耐再熱割れ性を有し、特に、多層溶接時に優れた溶接性を有する溶接材料と、その溶接材料を用いて溶接した耐メタルダスティング性に優れた溶接継手およびその製造方法を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは、高濃度のＳｉおよびＣｕを含有させた高Ｃｒ−高Ｎｉ合金（以下、「高Ｓｉ高Ｃｕ高Ｃｒ高Ｎｉ合金」と呼ぶ。）をベースとして、溶接継手とした場合には優れた耐メタルダスティング性を有し、溶接時には、優れた耐凝固割れ性および耐再熱割れ性を有する、溶接材料の化学組成を見出すために種々の検討を行い、下記の知見を得た。
【００１３】
（ａ）再熱割れは、母材および溶接材料が混合して得られる溶接金属に対して、次パスの溶接熱サイクルが付与されることによって粒界がすべることで生じる、延性低下割れの一種である。溶接凝固過程においてＰおよびＳが凝固偏析すると、粒界が脆化する。このように脆化した粒界に、次パスの冷却過程における溶接熱応力に起因した引張り応力が作用するために粒界のすべりが生じる。
【００１４】
（ｂ）再熱割れを抑制するために、母材および溶接材料中のＰ量およびＳ量を極低レベルまで低減することが有効であるが、高Ｓｉ高Ｃｕ高Ｃｒ高Ｎｉ合金では、Ｃｒによる粒内の固溶強化が大きいため、相対的な粒界への負荷が大きくなる。このため、Ｐ量およびＳ量を低減するだけでは、再熱割れの防止は困難である。
【００１５】
（ｃ）溶接凝固過程において意図的に化合物を多量に晶出させることができれば、粒界でのＰおよびＳの偏析を緩和し、また分散させることができ、しかも、粒界そのものを強化することができるので、次パスの熱応力に対する抵抗力を向上して再熱割れ感受性を低減できる。
【００１６】
本発明者らは、更に、凝固過程において化合物を多量に晶出させると、凝固の進行を促進するので、高Ｓｉ高Ｃｕ高Ｃｒ高Ｎｉ合金においてＳｉを含有することによる凝固割れも併せて防止できると考え、更に研究を重ねた。その結果、下記の知見を得た。
【００１７】
（ｄ）高Ｓｉ高Ｃｕ高Ｃｒ高Ｎｉ合金では、Ｃｒ含有量が多いため、Ｃｒ系炭化物は高温まで安定であると考えられる。そのため、Ｃ量を増加することによって、溶接凝固過程の初期段階から、Ｍ７Ｃ３やＭ２３Ｃ６のようなＣｒ系炭化物を晶出させることができ、その結果、凝固の進行を促進でき、凝固割れ感受性を低減できる。しかも、凝固後の溶接金属は、粒界に多量のＣｒ系炭化物が残存して粒界が強化されることから、次パスの熱応力に対する抵抗力が増大して再熱割れ感受性も低減できる。
【００１８】
そこで、本発明者らは、Ｃ量を変化させた溶接材料を作製し、凝固割れおよび再熱割れ感受性を調査した。その結果、下記の知見を得た。
【００１９】
（ｅ）少なくとも０．０４％以上のＣを含有させれば凝固割れおよび再熱割れ感受性の低減が可能である。
【００２０】
本発明者らは、Ｔｉ含有量の影響も調査した。その結果、下記の知見を得た。
【００２１】
（ｆ）高Ｓｉ高Ｃｕ高Ｃｒ高Ｎｉ合金にＴｉを含有させると、粒界でのＣｒ系炭化物の生成量が低下して再熱割れ感受性が増大する。よって、Ｃｒ系炭化物を用いて凝固割れ感受性および再熱割れ感受性を低減する場合には、Ｔｉは無添加とすることが望ましい。
【００２２】
上記のように、凝固割れおよび再熱割れ感受性の低減のみの観点からは、Ｃ量は多ければ多いほど有効である。しかし、本発明者らの研究により、高濃度のＣを含有させると別の問題が生じることがわかった。すなわち、多層溶接においてはウィービングが行われる。ウィービングはアークを揺動させて１回の溶接での溶着量を増やして溶接性（溶接施工能率）を向上させる技術である。高濃度のＣを含有した高Ｓｉ高Ｃｕ高Ｃｒ高Ｎｉ合金で構成される溶接材料を用いてウィービング溶接すると、ビード表面に欠陥が生じるのである。
【００２３】
本発明者らは、その欠陥の発生機構が下記のものであると考えた。
【００２４】
すなわち、ウィービングによって溶融部は揺動するが、高Ｓｉ高Ｃｕ高Ｃｒ高Ｎｉ合金で構成される溶接材料においては、Ｓｉ、ＣｒおよびＮｉが溶融部の粘度を下げ、ウィービングによる溶融金属の流れを生じやすくする。その結果、ウィービングでの折り返し点近傍では、特にＳｉ、Ｐなどの元素が顕著に濃化しやすくなり、異相偏析が生じてビードの極表層に割れが生じる。特に、Ｃ量を増加した場合には、Ｃも併せて異相偏析するため割れ感受性が増大し、且つ凝固時に多量のＣｒ系炭化物が晶出するため、溶接金属の延性が低下してビード極表層の微割れを進展し、欠陥を多量に生じさせてしまう。
【００２５】
本発明者らは、上記の考え方に基づいて、Ｃを含有させて耐凝固割れおよび耐再熱割れ性を確保しつつ、この欠陥を抑制可能な多層溶接時のウィービング条件を探索した。その結果、下記の知見を得た。
【００２６】
（ｇ）ウィービングする場合におけるウィービング回数が１００回／分以下（ウィ−ビングなしも含む）で、かつ溶接材料の送給速度が４００ｍｍ／分以上にすれば多層溶接時にウィービングした際の欠陥を低減することができる。
【００２７】
本発明は、上記の知見に基づいて完成したものであり、下記の溶接材料、ならびに、溶接継手およびその製造方法を要旨とする。
【００２８】
（１）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．５％、Ｓｉ：１〜３％、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：２５〜３５％、Ｎｉ：５０〜７０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．１％およびＣｕ：１．５〜３．５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する溶接材料。
【００２９】
（２）Ｆｅの含有量が、質量％で、１０％以下である上記（１）の溶接材料。
【００３０】
（３）質量％で、更に、下記の（ａ）〜（ｃ）に掲げる元素から選択される１種以上の元素を含有する上記（１）または（２）の溶接材料。
（ａ）Ｍｏ：３％以下
（ｂ）Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０２％以下およびＭｇ：０．０２％以下
（ｃ）ＲＥＭ：０．０５％以下
【００３１】
（４）ウィービング速度が１００回／分以下で、かつ溶接材料の送給速度が４００ｍｍ／分以上の条件で行うＧＴＡＷまたはＧＭＡＷによる多層溶接に用いられる上記（１）から（３）までのいずれかの溶接材料。
【００３２】
（５）質量％で、Ｓｉ：１〜３％、Ｃｒ：２５〜３５％、Ｎｉ：５０〜７０％およびＣｕ：１．５〜３．５％を含有する母材と、上記（１）から（３）までのいずれかの化学組成を有する溶接材料を用いてなる溶接金属とからなる溶接継手。
【００３３】
（６）質量％で、Ｓｉ：１〜３％、Ｃｒ：２５〜３５％、Ｎｉ：５０〜７０％およびＣｕ：１．５〜３．５％を含有する母材を、上記（１）から（３）までのいずれかの化学組成を有する溶接材料を用いて、ＧＴＡＷまたはＧＭＡＷによる多層溶接して溶接継手を製造する方法であって、
ウィービング速度が１００回／分以下で、かつ溶接材料の送給速度が４００ｍｍ／分以上の条件で溶接する溶接継手の製造方法。
【発明の効果】
【００３４】
本発明によれば、溶接時に優れた耐凝固割れ性および耐再熱割れ性を有し、特に、多層溶接時に優れた溶接性を有する溶接材料を提供するとともに、耐メタルダスティング性に優れた溶接継手およびその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
１．溶接材料および溶接金属
本発明において溶接材料およびその溶接材料を用いて溶接した溶接金属の組成を限定する理由は次のとおりである。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００３６】
Ｃ：０．０４〜０．５％
Ｃは、溶接凝固過程にてＣｒ系炭化物を晶出させて凝固割れ感受性および再熱割れ感受性を低減するのに有効である。そのためには、Ｃを０．０４％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が０．５％を超えると溶接継手の延性および靭性が低下するとともに、多層溶接においてウィービングする場合にビード表面に欠陥を生じやすくなり、溶接性が劣化する。そのため、Ｃの含有量を０．０４〜０．５％とした。なお、Ｃ含有量の下限は、０．０５％とするのが好ましく、上限は、０．４％とすることが好ましい。Ｃ含有量の上限は、０．３％とするのがより好ましい。
【００３７】
Ｓｉ：１〜３％
Ｓｉは、溶接継手表面のＣｒ酸化皮膜の下層にＳｉ酸化皮膜を形成して溶接継手中へのＣの侵入を抑制するとともに溶接継手中のＣの活量を高めて、耐メタルダスティング性を大幅に向上させる作用も有する。これらの効果を得るためには、Ｓｉの含有量は１％以上とする必要がある。しかし、Ｓｉの含有量が過剰な場合、凝固割れ感受性の低下をきたす。特に、その含有量が３％を超えると、熱間加工性および溶接性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉ含有量を１〜３％とした。Ｓｉ含有量の下限は、１．３％が好ましく、上限は２．０％が好ましい。
【００３８】
Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは、不純物として含まれるＳによる熱間加工脆性を抑制するとともに、溶製時の脱酸効果に有効な元素である。しかし、Ｍｎは凝固割れ感受性を増大させる元素であり、しかも、溶接継手中のＣの活量を低下させ、溶接継手表面におけるＣｒおよびＡｌの酸化皮膜の形成を阻害するので、雰囲気からのＣの侵入を促進し、メタルダスティングを発生させやすくする。従って、Ｍｎの含有量の上限は２％とした。Ｍｎ含有量の上限は１％とすることが好ましく、０．８％とするのがより好ましい。上記の効果は、Ｍｎを微量でも含有しておれば得られるが、０．０５％以上含有させた場合に顕著となる。
【００３９】
Ｐ：０．０５％以下、
Ｐは金属材料を溶製する際に原料などから混入してくる不純物元素であり、耐食性の低下を招き、凝固割れ感受性を劣化させるので、可能な限り低減することが望ましい。但し、Ｐの含有量は０．０５％まで許容できる。Ｐ含有量は０．０３％以下であれば好ましく、０．０２％以下であればより好ましい。
【００４０】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓも金属材料を溶製する際に原料などから混入してくる不純物元素であり、耐食性の低下を招き、凝固割れ感受性を劣化させるので、可能な限り低減することが望ましい。但し、Ｓの含有量は０．０１％まで許容できる。Ｓの含有量は０．００７％以下であればこのましく、０．００２％以下であればより好ましい。
【００４１】
Ｃｒ：２５〜３５％
Ｃｒは、使用環境において、侵入したＣと結合して浸炭層の成長を遅延する作用を有し、これにより良好な耐メタルダスティング性が確保される。この効果は、その含有量が２５％以上の場合に発揮される。一方、その含有量が３５％を超えると、靱性および延性が低下し、溶接によって得られる溶接金属の使用性能が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を２５〜３５％とした。Ｃｒ含有量の好ましい下限は、２８％であり、好ましい上限は３３％である。
【００４２】
Ｎｉ：５０〜７０％
Ｎｉは、高温強度の向上および組織安定性に寄与し、Ｃｒと共存することによって耐食性を高める作用を有する。Ｎｉには、メタルダスティングの発生を抑制する効果もある。これらの効果は、Ｎｉの含有量が５０％以上で顕著に発揮され、その量が多いほど効果が顕著になる。しかし、その含有量が７０％を超えると、経済性が劣化し、合金コストの上昇をきたす。したがって、Ｎｉの含有量を５０〜７０％とした。Ｎｉの含有量の下限は５５％とするのが好ましい。
【００４３】
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、金属材料の溶製時に脱酸作用を有する。Ａｌには、母材および溶接金属からなる溶接継手表面のＣｒ酸化皮膜の下層にＡｌ酸化皮膜を形成すること、又は溶接継手の最表面でＡｌ酸化皮膜を形成することによって、Ｃの金属材料中への侵入を抑制するとともに、金属材料中のＣの活量を高めて、耐メタルダスティング性を大幅に向上させる作用もある。これらの効果を得るためには、Ａｌの含有量は０．００５％以上とする必要がある。しかし、Ａｌの過剰な含有は、溶接部の靱性の劣化をきたす。従って、Ａｌの含有量を０．００５〜０．０５％とした。Ａｌ含有量の上限は０．０４％とするのが好ましい。
【００４４】
Ｎ：０．００１〜０．１％
Ｎは、溶接金属中のＣの活量を高めて、耐メタルダスティング性を向上させる作用を有する。しかし、その含有量が０．００１％未満では前記効果が十分には得られない。一方、Ｎの含有量が０．１％を超えると、ＣｒまたはＡｌの窒化物が多く形成されて、溶接金属の延性および靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量を０．００１〜０．１％とした。Ｎ含有量の上限は、０．０５％とすることが好ましく、０．０２５％とするのがより好ましい。
【００４５】
Ｃｕ：１．５〜３．５％
Ｃｕは、溶接継手中のＣの活量を高め、その結果、浸炭層の成長を抑制して耐メタルダスティング性を向上させる。この効果は、Ｃｕを１．５％以上含有することで得られる。しかし、Ｃｕの含有量が過剰な場合、凝固割れ感受性を増大させる。したがって、Ｃｕの含有量を１．５〜３．５％とした。Ｃｕ含有量の好ましい下限は、１．８％であり、好ましい上限は２．５％である。
【００４６】
本発明に係る溶接材料の一つは、上記の化学組成を有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものである。
【００４７】
Ｆｅは耐メタルダスティング性を低下させるため、残部としてのＦｅの含有量は、１０％以下とするのが好ましい。また、Ｆｅ含有量を低減すると、Ｃｒ系炭化物の晶出後の凝固の進行を促進して凝固割れ感受性を低減することが可能となるため、Ｆｅの含有量は低減するほうがよく、Ｆｅの含有量のより好ましい上限は５％であり、更に好ましいのは３％である。さらには不純物レベル程度の量であってもよい。
【００４８】
なお、不純物とは、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４９】
本発明に係る溶接材料は、Ｆｅの一部に代えて、下記の（ａ）〜（ｃ）に掲げる元素から選択される１種以上の元素を含有してもよい。
【００５０】
（ａ）Ｍｏ：３％以下
Ｍｏの含有は、Ｍ７Ｃ３の安定性を低下させ、Ｃｒ系炭化物の晶出量を低減させる。そのため、溶接性の観点からは極力低減する方が好ましい。しかしながら、浸炭層の成長を抑制して耐メタルダスティング性を高める作用を有するので、含有させてもよい。Ｍｏを含有させる場合の含有量を３％以下とした。Ｍｏ含有量は、２．３％以下とするのが好ましい。Ｍｏによる耐メタルダスティング性の改善効果は、０．０５％以上含有させた場合に顕著となる。
【００５１】
（ｂ）Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０２％以下およびＭｇ：０．０２％以下
これらの元素は、いずれも溶接材料の伸線時における加工性を高める作用を有する元素であるので、含有させてもよい。しかし、Ｂの含有量が過剰な場合、凝固割れ感受性の低下を招く。したがって、Ｂを含有させる場合の含有量を０．００５％以下とした。ＣａおよびＭｇの含有量が過剰な場合、酸化物系介在物となって製品表面品質の劣化および耐食性の低下を招く。したがって、ＣａおよびＭｇを含有させる場合の含有量は、それぞれ０．０２％以下とした。これらの元素はいずれか１種のみ又は２種以上の複合で含有させることができる。いずれの元素も微量でも含有すれば、上記の効果が得られるが、いずれも０．０００５％以上含有させた場合に上記の効果が顕著となる。
【００５２】
（ｃ）ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは、ＰまたはＳと結合して化合物を形成することでＰまたはＳの粒界偏析を抑制し、再熱割れ感受性を低減させる。また、高温でのスケール剥離性を改善する効果も有し、耐食性の向上に寄与する。よって、ＲＥＭを含有してもよい。ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素を意味し、その中では特にＹ、Ｌａ、ＣｅおよびＮｄから選択される１種以上を用いることが好ましい。しかし、ＲＥＭの含有量が過剰な場合、凝固割れ感受性の増大の抑制と高Ｃ化による溶接部の延性・靱性の劣化の抑制を両立させることが困難である。したがって、ＲＥＭを含有させる場合の含有量を０．０５％以下とした。ＲＥＭの含有量は０．０３％以下とするのが好ましい。なお、上記の効果は、ＲＥＭを微量でも含有しておれば得られるが、０．００５％以上含有させた場合に顕著となる。
【００５３】
２．母材
本発明において母材の組成を限定する理由は次のとおりである。
【００５４】
Ｓｉ：１〜３％
Ｓｉは、母材表面のＣｒ酸化皮膜の下層にＳｉ酸化皮膜を形成して母材中へのＣの侵入を抑制するとともに、母材中のＣの活量を高めて耐メタルダスティング性を大幅に向上させる作用も有する。この効果を確実に得るためには、その含有量を１％以上とする必要がある。しかし、その含有量が３％を超えると、熱間加工性および溶接性の劣化をきたす。したがって、母材中のＳｉ含有量を１〜３％とした。
【００５５】
Ｃｒ：２５〜３５％
Ｃｒは、高温の使用環境において、母材中に侵入したＣと結合して浸炭層の成長を遅延する作用を有し、これによって良好な耐メタルダスティング性が確保される。この効果を安定して得るためには、Ｃｒを２５％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が３５％を超えると、靱性の低下および熱間加工性の劣化が生じて母材製造が困難になる。したがって、母材中のＣｒ含有量を２５〜３５％とした。
【００５６】
Ｎｉ：５０〜７０％
Ｎｉは、高温強度および組織安定性を維持し、Ｃｒと共存することによって耐メタルダスティング性を高める作用を有する。この効果を確実に得るためには、Ｎｉを５０％以上含有させる必要がある。しかし、７０％を超えて含有させると、母材の製造コストを増加させる。したがって、母材中のＮｉ含有量を５０〜７０％とした。
【００５７】
Ｃｕ：１．５〜３．５％
Ｃｕは、母材中のＣの活量を高め、その結果、浸炭層の成長を抑制して耐メタルダスティング性を向上させる効果を有する。この効果を確実に得るためには１．５％以上含有させることが必要である。しかし、その含有量が３．５％を超えると、靱性および熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、母材中のＣｕ含有量を１．５〜３．５％とした。
【００５８】
本発明の溶接継手を構成する母材は、上記の化学組成を有し、残部がＦｅおよび不純物からなるものでもよいし、その他、以下に述べる量の元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなるものであることがより好ましい。上記以外に含有させる元素としては、下記のものが挙げられる。
【００５９】
Ｃ：０．０１〜０．２％
Ｃは、母材強度を高める作用を有するので、母材に含有させてもよい。この効果を確実に得るためにはＣを０．０１％以上含有させるのが好ましい。しかし、その含有量が０．２％を超えると、母材の熱間加工性を劣化させるおそれがある。したがって、Ｃの含有量は０．０１〜０．２％とするのが好ましい。
【００６０】
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは、不純物として含まれるＳによる熱間加工脆性を抑制する作用を有するので、母材に含有させてもよい。しかし、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、母材中のＣの活量を低下させ、母材表面におけるＣｒおよびＡｌの酸化皮膜の形成を阻害するので、雰囲気からのＣの侵入を促進してメタルダスティングを発生させやすくする。したがって、Ｍｎの含有量の上限は２．０％とするのが好ましい。上記の効果を確実に得たい場合は、Ｍｎを０．０５％以上含有させるのが好ましい。
【００６１】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは、母材を溶製する際に原料等から混入してくる不純物であり、耐食性の低下を招き、熱間加工性および溶接性を劣化させるので、可能な限り低減することが望ましい。したがって、母材中のＰ含有量は０．０４％以下とすることが好ましい。
【００６２】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓも母材を溶製する際に原料等から混入してくる不純物であり、耐食性の低下を招き、熱間加工性および溶接性を劣化させるので、可能な限り低減することが望ましい。母材中のＳ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。
【００６３】
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ａｌは、母材の溶製時に脱酸作用を有するので、母材に含有させてもよい。この効果を確実に得るためには、Ａｌを０．００１％以上含有させるのが好ましい。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、母材の熱間加工性を劣化させるおそれがある。したがって、Ａｌの含有量は０．００１〜０．０５％とするのが好ましい。
【００６４】
Ｎ：０．００１〜０．２％
Ｎは、母材中のＣの活量を高めて耐メタルダスティング性を向上させる作用を有するので、母材に含有させてもよい。この効果を確実に得るためには０．００１％以上含有させるのが好ましい。しかし、その含有量が０．２％を超えると、Ｃｒ窒化物が多く形成されて、熱間加工性および溶接性を低下させるおそれがある。したがって、Ｎの含有量は０．００１〜０．２％とするのが好ましい。
【００６５】
母材には、更に、Ｆｅの一部に代えて、下記の（ｄ）〜（ｆ）に掲げる元素から選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
【００６６】
（ｄ）Ｍｏ：１０％以下、Ｔａ：５％以下、Ｗ：５％以下、Ｔｉ：３％以下、Ｖ：１％以下、Ｚｒ：３％以下、Ｎｂ：３％以下およびＨｆ：１％以下
Ｍｏ、Ｔａ、Ｗ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆは、いずれも炭化物形成元素であり、浸炭層の成長を抑制して耐メタルダスティング性を高める作用を有する。また、高温強度を高める作用もある。よって、母材に含有させてもよい。しかし、いずれの元素もその含有量が過剰な場合には、熱間加工性、靱性および溶接性の大きな低下を招くおそれがある。よって、これらの元素を含有させる場合には、Ｍｏ含有量は１０％以下、Ｔａ含有量は５％以下、Ｗ含有量は５％以下、Ｔｉ含有量は３％以下、Ｖ含有量は１％以下、Ｚｒ含有量は３％以下、Ｎｂ含有量は３％以下およびＨｆ含有量は１％以下とするのがよい。これらの効果を確実に得るためには、Ｍｏ、ＴａおよびＷは、それぞれ０．０５％以上の含有量とすることが好ましく、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、ＮｂおよびＨｆは、それぞれ０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。
【００６７】
（ｅ）Ｂ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下およびＭｇ：０．０２％以下
Ｂ、ＣａおよびＭｇは、いずれも熱間加工性を高める作用を有するので、母材に含有させてもよい。しかし、Ｂの含有量が０．０２％を超えると、母材が脆化するとともに融点が低下して熱間加工性と溶接性の低下を招くおそれがある。また、ＣａおよびＭｇは、それぞれ０．０２％を超える含有量では酸化物系介在物となって製品表面品質の劣化や耐食性の低下を招くおそれがある。したがって、Ｂ、ＣａおよびＭｇの含有量の上限はそれぞれ０．０２％とするのが好ましい。この効果を確実に得るには、いずれも０．０００５％以上含有させるのが好ましい。
【００６８】
（ｆ）ＲＥＭ：０．０５％以下
ＲＥＭは、使用環境において母材表面に生成するＣｒ酸化皮膜の均一性を良好にして密着性を向上させ、耐メタルダスティング性を高める作用を有するので、母材に含有させてもよい。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、溶接性を劣化させる。したがって、ＲＥＭの含有量の上限は０．０５％とするのが好ましい。この効果を確実に得るためには、０．００５％以上含有させることが好ましい。
【００６９】
３．溶接継手の製造方法
本発明の溶接継手の製造方法には特に制約はないが、例えば、前掲の化学組成を有する母材を、前掲の化学組成を有する溶接材料を用いて、ＧＴＡＷ（Gas tungsten arc welding）またはＧＭＡＷ（Gas metal arc welding）による多層溶接して溶接継手を製造することができる。これは、本発明の溶接材料が、凝固割れおよび再熱割れ感受性に優れているため、本発明の溶接材料を用いて、再加熱割れが問題となりやすいＧＴＡＷまたはＧＭＡＷによる多層溶接を行っても、再加熱割れが生じることがないからである。
【００７０】
ここで、ＧＴＡＷまたはＧＭＡＷによる多層溶接によって溶接継手を製造する際には、ウィービング速度が１００回／分以下で、かつ溶接材料の送給速度が４００ｍｍ／分以上とすることが好ましい。
【００７１】
ウィービング速度が１００回／分を超える場合、溶接ビード表面にて多量の欠陥が生じるおそれがある。そのため、ウィービング溶接する場合の速度は１００回／分以下とするのがより好ましい。
【００７２】
溶接材料の送給速度が４００ｍｍ／分未満の場合も同様に、溶接ビード表面にて多量の欠陥が生じるおそれがある。そのため、ウィービング溶接する際の溶接材料の送給速度は４００ｍｍ／分以上とするのがより好ましい。
【実施例１】
【００７３】
以下、本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【００７４】
高周波加熱真空炉を用いて、表１に示す化学組成の金属材料を溶製した。
＜凝固割れ感受性＞
溶製した各金属材料のインゴットを通常の方法で鍛造した後、１２００℃で固溶化熱処理を施し、厚さ４ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ１００ｍｍのトランスバレストレイン用試験片を作製した。その後、溶接電流１００Ａ、アーク長２ｍｍ、溶接速度１５ｃｍ／ｍｉｎの条件にてＧＴＡＷによりビードオンプレート溶接を行った。溶融池が試験片の長手方向の中央部に到達したとき、試験片に曲げ変形を加え、溶接金属に付加歪みを与えて割れを発生させた。付加歪みは、最大割れ長さが飽和する２％とした。評価は、溶接金属内に生じた最大割れ長さを測定し、溶接材料が有する凝固割れ感受性評価指標とした。その結果を表３に示す。
【００７５】
＜多層溶接時における割れ感受性＞
溶製した各金属材料のインゴットから、熱間鍛造、熱間圧延および機械加工により、１．２φ（ｍｍ）の巻き線、および２．０φ×１０００ｍｍの直棒を作製した。また、溶製した各金属材料のインゴットから熱間鍛造、熱間圧延、熱処理および機械加工により厚さ１２ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの板材を作製した。その後、作製した板材の上に、巻き線を用いて下記の条件で自動ＧＴＡＷにてビードオンプレート溶接を実施した。その後、得られた溶接ビードに対して浸透探傷試験を実施し、ビード表面にて生じる欠陥を検出した。その結果を表３に示す。
【００７６】
溶接電流：１００（Ａ）
アーク長：２（ｍｍ）
溶接速度：５（ｃｍ／ｍｉｎ）
ウィービング条件
幅：２（ｍｍ）
速度：１００（回／ｍｉｎ）
ワイヤー送給速度：３１６、３８０または４５０（ｍｍ／ｍｉｎ）
【００７７】
＜初層溶接金属中における再熱割れ性および耐メタルダスティング性＞
高周波加熱真空炉を用いて、表２に示す化学組成の金属材料を溶製、鍛造した後、１２００℃で固溶化熱処理を施し、ルート厚さ１．０ｍｍの６０°Ｖ開先加工を施した厚さ１２ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ１００ｍｍの拘束溶接割れ試験片に加工した。その後、上記の直棒および巻き線を用いてＧＴＡＷによる多層溶接を実施した。初層の溶接条件は溶接電流１００Ａ、アーク長２ｍｍ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎにて直棒を用いて手動溶接した。二層目以降の溶接条件は１３０Ａ、アーク長２ｍｍ、溶接速度１０ｃｍ／ｍｉｎにて巻き線を用いて自動溶接した。また、その際のフィラー送給速度は４５０ｍｍ／ｍｉｎであり、ウィービングは行わなかった。
【００７８】
作製された溶接継手より断面ミクロおよび耐メタルダスティング性評価用試験片を採取した。採取した断面ミクロを研磨・腐食後、光学顕微鏡にて初層溶接金属中における再熱割れの発生有無および割れの長さを計測した。また、採取したメタルダスティング腐食評価用試験片は、体積比で２６％Ｈ２−６０％ＣＯ−１１．５％ＣＯ２−２．５％Ｈ２Ｏの雰囲気中で、６５０℃にて１０００時間保持する試験を行い、その後、試験片の表面堆積物を除去し、超音波洗浄を施した後、光学顕微鏡にてピットの発生有無を調査した。これらの結果を表３に示す。
【００７９】
【表１】
0005310655.tif 000002
【００８０】
【表２】
0005310655.tif 000003
【００８１】
【表３】
0005310655.tif 000004
【００８２】
なお、「トランスバレストレイン試験における最大割れ長さ」（凝固割れ感受性）は、完全オーステナイト凝固するＡｌｌｏｙ８００Ｈ溶接金属のトランスバレストレイン試験により評価された最大割れ長さ（１．３ｍｍ以下）を基準とする。
【００８３】
「多層溶接時におけるビード表面の割れ感受性」は、ビード全長において１０個以上の欠陥指示模様が認められたものを「×」、１個以上１０個未満のものを「○」、全く欠陥が認められなかったものを「◎」として評価した。
【００８４】
「初層溶接金属での再熱割れ」は、得られた初層溶接金属全体において発生した最大割れ長さが２００μｍを超えるものを「×」、２００μｍ以下のものを「○」、全く割れが生じなかったものを「◎」として評価した。
【００８５】
「溶接金属の耐メタルダスティング性」は、溶接金属にてピットが発生したものを「×」、ピットが発生しなかったものを「○」として評価した。
【００８６】
表３に示すように、Ｔｉを含有するNo.13の溶接材料を用いた場合では、凝固割れ感受性および耐メタルダスティング性は良好であるものの、再熱割れ感受性が高かった。
【００８７】
一方、Ｃ量が本発明で規定される範囲を下回るNo.14の溶接材料を用いた場合では、凝固割れ感受性が劣化していた。拘束溶接割れ試験にて初層溶接時に凝固割れが生じていたため、再熱割れなどの試験は行わなかった。
【００８８】
Ｃ量が本発明で規定される範囲を上回るNo.15の溶接材料を用いた場合には、凝固割れ感受性、再熱割れ感受性および耐メタルダスティング性は優れているものの、多層溶接時のビード表面に多数の欠陥指示模様が認められ、溶接性が劣化していた。
【００８９】
これに対し、本発明で規定される成分範囲を全て満足するNo.1〜12の溶接材料を用いた場合には、凝固割れ感受性および再熱割れ感受性は非常に優れており、いずれのフィラー送給速度においても多層溶接時においても優れた耐割れ性を有していた。さらに、溶接金属での耐メタルダスティング性も優れていた。
【産業上の利用可能性】
【００９０】
本発明の溶接材料は、溶接時に優れた耐凝固割れ性および耐再熱割れ性を有し、特に、多層溶接時に優れた溶接性を有し、また、本発明の溶接継手は耐メタルダスティング性に優れている。このため、石油精製、石油化学プラントなどにおける加熱炉管、配管または熱交換器管などに利用することができ、装置の溶接施工性、耐久性、安全性などを大幅に向上させることができる。